CN107075638A - 气囊充气机用高强度焊接钢管和其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种具有高韧性和加工性的气囊充气机用高强度焊接钢管。母材部具有如下组成和如下组织，所述组成以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.001～1.0％、Mn：0.1～2.0％、P：0.1％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.01～0.20％、V：0.01～0.50％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，所述组织为，使平均粒径10μm以下的铁素体相以面积率计为90％以上，在该铁素体相中分散有平均粒径为10nm以下的Ti、V系碳化物，拉伸强度TS为780MPa以上的高强度，且强度－伸长率平衡TS×El为15000MPa％以上，以维氏硬度计，所述母材部的硬度与所述焊接部的硬度之差ΔHV为60点以下，使与母材部的维氏硬度之差为30点以上的软化部的圆周方向的软化宽度Ws为0.05mm以下。

Description

气囊充气机用高强度焊接钢管和其制造方法
技术领域
本发明涉及一种高强度高韧性焊接钢管，尤其是涉及一种适合作为气囊充气机用的韧性、加工性优异的高强度焊接钢管。
背景技术
近年来，热切希望提高汽车的碰撞安全性，尤其是正在积极地进行在碰撞时保护乘客的安全装置的导入。其中，碰撞时，在乘客与方向盘、仪表板之间展开，吸收乘客的动能而实现乘客的损伤度减少的气囊的安装正在普及。尤其是方向盘内所装填的驾驶席用气囊、仪表板内所装填的副驾驶席用气囊正在标准装备化。进而，最近，除这些以外，为了在侧面碰撞时保护乘客，在座席搭载侧气囊或覆盖侧窗的帘式气囊等的汽车也正在变多。气囊用充气机(以下，记为气囊充气机)包含作为容器部分的瓶。
以往，气囊大多采用使用收纳于充气机中的火药而产生气体的方式、利用收纳于充气机中的反应气体的热膨胀的方式。最近，从对再循环性、环境的关心考虑，也开始采用将氩等非活性气体在高压下填充到充气机中来代替火药的使用的方式。
通常，气囊用瓶通过对钢管进行加工而制造。在对钢管实施冷拉拔加工而制成规定尺寸，切断成规定长度之后，通过压制加工等对两管端进行加工，焊接封板而制成瓶。因此，作为气囊充气机用钢管，要求具有足够的强度和韧性、加工性优异、进而焊接性也优异的钢管。
对于这样的要求，例如，专利文献1中记载了一种高强度高韧性气囊用钢管的制造方法，该制造方法在将下述钢制管后，在实施冷加工的状态下或者在冷加工后进行退火、正火或淬火回火处理，所述钢含有C：0.01～0.20％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～2.00％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.10％以下，或者进一步含有Mo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ni：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、B：0.005％以下中的1种以上，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。专利文献1中记载的钢管可以为电阻焊钢管，也可以为无缝钢管，作为气囊的储压器用(气囊的瓶用)，能够得到高尺寸精度、加工性和焊接性优异且高强度、高韧性的钢管。
另外，专利文献2中记载了一种高强度高韧性气囊用钢管的制造方法，该制造方法在将下述钢制管后，在850～1000℃进行正火后，在冷加工成规定尺寸的状态下或者在冷加工后实施消除应力退火、正火或淬火回火处理，所述钢含有C：0.05～小于0.15％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～2.00％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.1％以下，或者进一步含有Mo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ni：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、B：0.005％以下中的1种以上，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。专利文献2中记载的钢管可以为电阻焊钢管，也可以为无缝钢管，作为气囊的储压器等用途，能够得到高尺寸精度、加工性和焊接性优异且高强度、高韧性的钢管。
另外，专利文献3中记载了一种高强度高韧性气囊用钢管的制造方法，该制造方法在将下述钢制管后，在850～1000℃进行淬火后或进一步进行450℃以上且小于Ac1相变点的回火后，在实施冷加工到规定尺寸的状态下或者在冷加工后实施退火处理，所述钢含有C：0.05～小于0.15％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～2.00％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.1％以下，或者进一步含有Mo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ni：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、B：0.005％以下中的1种以上，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。专利文献3中记载的钢管可以为电阻焊钢管，也可以为无缝钢管，作为气囊的储压器等用途，能够得到高尺寸精度、加工性和焊接性优异且高强度、高韧性的钢管。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10－140283号公报
专利文献2：日本特开平10－140249号公报
专利文献3：日本特开平10－140250号公报
发明内容
最近，对气囊系统要求进一步的小型化、轻量化，作为气囊充气机，要求保持拉伸强度为780MPa以上的高强度。为了制造这样的高强度的气囊充气机，关键的是将使用的气囊充气机用钢管制成能够在实施冷拉拔、热处理等之后确保上述的高强度的加工性优异的高强度钢管。
然而，专利文献1～3中记载的技术以制造拉伸强度为590MPa级的高强度无缝钢管为目的，存在作为气囊充气机用钢管无法应对如上所述的更高强度化这样的问题。
另外，对于气囊充气机，要求实施利用液压(水压)的爆破试验。在该利用液压(水压)进行的爆破试验中，对气囊充气机的管圆周方向的强度和延性进行评价，而且，试验时的裂纹为脆性裂纹时不合格，要求试验时的裂纹为延性裂纹。因此，为了防止爆破试验中的脆性裂纹，需要对气囊充气机实施热处理，从确保强度的观点考虑，通常是淬火回火处理。
但是，实施淬火回火处理存在工序复杂、而且制造时间变长、并且导致充气机制造成本高涨这样的问题。因此，要求在不实施热处理或者仅实施简单的热处理的情况下能够满足期望的特性的气囊充气机用钢管。
应予说明，对于填充非活性气体的方式的气囊，需要非活性气体在高压下填充到充气机内且填充后充气机内总是保持在高压。因此，从接缝(接头)的可靠性这样的观点考虑，作为气囊用钢管，专门使用无缝钢管。但是，无缝钢管昂贵，从进一步减少制造成本这样的观点考虑，最近，也研究了电阻焊钢管的应用。
但是，在电阻焊钢管的情况下，电阻焊焊接部在焊接时进行骤热、骤冷，与母材部相比硬质化。因此，存在仅电阻焊焊接部局部地低温韧性降低这样的问题。针对这样的问题，存在通过感应加热等仅对电阻焊焊接部局部地进行热处理(退火)，使电阻焊部(焊接部)的硬度降低而接近母材部的硬度的后退火技术，但存在导致生产率降低、制造成本上升这样的问题。
本发明有利地解决这样的现有技术的问题，目的在于提供气囊充气机用高强度焊接钢管和其制造方法，所述气囊充气机用高强度焊接钢管在不实施热处理或者仅实施简单的热处理的情况下具有作为气囊充气机的拉伸强度为780MPa以上的高强度、能够防止水压爆破试验等中的脆性裂纹的高韧性以及也可耐受缩颈等严格的加工的优异的加工性。
本发明人等为了实现上述目的，对影响焊接钢管的强度、韧性以及加工性的各种要素进行了深入研究。其结果得到以下见解：通过制成使碳含量较低、进而在适当范围复合含有Ti和V、具有以平均粒径为10μm以下的微细的铁素体相为主相且在该铁素体相中析出分散有平均粒径10nm以下的微细的碳化物(Ti、V系碳化物)的组织的焊接钢管，成为兼备期望的高强度、与母材部相比焊接部的硬度不会变高、包括焊接部在内的优异的低温韧性以及优异的加工性的焊接钢管，是适合作为气囊充气机用的焊接钢管。
本发明是基于该见解进一步加以研究而完成的。即，本发明的要旨如下。
(1)一种气囊充气机用高强度焊接钢管，是具有管状的母材部和沿该母材部的轴向在所述母材部间形成的焊接部的焊接钢管，所述母材部具有如下组成和如下组织，所述组成以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.001～1.0％、Mn：0.1～2.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.01～0.20％、V：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，所述组织为，使平均粒径10μm以下的铁素体相以面积率计为90％以上，在该铁素体相中分散有平均粒径10nm以下的Ti、V系碳化物，拉伸强度TS为780MPa以上的高强度，且强度－伸长率平衡TS×El为15000MPa％以上，以维氏硬度计，所述母材部的硬度与所述焊接部的硬度之差ΔHV为60点以下，与所述母材部的维氏硬度之差为30点以上的软化部的管圆周方向的软化宽度Ws为0.05mm以下。
(2)根据(1)所述的气囊充气机用高强度焊接钢管，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自以下A组和B组中的1组或2组，
A组：选自Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～1.0％、Nb：0.001～0.05％、W：0.001～0.05％、Mo：0.01～1.0％中的1种或2种以上，
B组：选自Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下中的1种或2种。
(3)一种气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，是(1)或(2)所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，对钢管坯材在冷态下进行辊轧成型而制成开管，将该开管的端面彼此对接而进行激光焊接接合，形成所述母材部和所述焊接部。
(4)根据(3)所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，其中，在所述激光焊接接合后，对钢管实施冷拉拔加工。
(5)根据(4)所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，其中，使所述冷拉拔加工的截面减少率为5～50％。
(6)根据(5)所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，其中，在所述冷拉拔加工后，进一步实施加热到加热温度为800℃以下的温度的退火处理。
根据本发明，能够容易且廉价地制造气囊充气机用高强度焊接钢管，在产业上起到显著效果，所述气囊充气机用高强度焊接钢管在不实施热处理或者仅实施简单的热处理的情况下具有作为气囊充气机的拉伸强度为780MPa以上的高强度、能够防止水压爆破试验等中的脆性裂纹的高韧性以及也可耐受缩颈等严格的加工的优异的加工性。另外，由本发明中而得的高强度焊接钢管除了用于气囊充气机以外，还适用于汽车用部件、建筑用部件等用途。
附图说明
图1是用于说明本发明的焊接钢管的母材、焊接部和软化部的图。
图2是表示本发明的焊接钢管的制造工艺的一个例子的说明图。
具体实施方式
本发明的焊接钢管通过对钢管坯材(钢板)在冷态在进行辊轧成型而制成开管，将该开管的端面彼此对接而进行焊接接合来制造，具有管状的母材部和沿该母材部的轴向(管延伸设置方向)在母材部间形成的焊接部。本发明的焊接钢管的母材部具有如下组成，即以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.001～1.0％、Mn：0.1～2.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.01～0.20％、V：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。在此，开管是为了焊接而形成为辊状的钢管，是指圆周方向的两端部分离、具有开口部的管。
首先，对本发明的焊接钢管的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，与组成有关的质量％仅以％记载。
C：0.02～0.08％
C是介由固溶强化或者与Ti、V结合形成微细的碳化物而析出强化、有助于钢的强度增加的元素。为了得到这样的效果、确保期望的组织、高强度，需要含有0.02％以上的C。C含量小于0.02％时，显示焊接部的晶粒粗大化的趋势，低温韧性降低，进而成为不均匀变形的原因。另一方面，如果超过0.08％地过量含有C，则焊接部的硬度大幅上升，导致焊接部的加工性、低温韧性降低。根据这样的情况，C限定在0.02～0.08％的范围。应予说明，优选C为0.02～0.07％。
Si：0.001～1.0％
Si是通过固溶强化而使钢的强度增加的元素。为了得到这样的效果、确保期望的高强度，需要含有0.001％以上的Si。另一方面，如果超过1.0％地过量含有，则使焊接性显著降低。因此，Si限定在0.001～1.0％的范围。应予说明，优选Si为0.001～0.5％。
Mn：0.1～2.0％
Mn是通过固溶强化而使钢的强度增加的元素。为了得到这样的效果、确保期望的高强度，需要含有0.1％以上的Mn。小于0.1％时，变得无法确保期望的高强度。另一方面，如果超过2.0％地过量含有Mn，则使低温韧性降低，使焊接性显著降低，进而由中心偏析引起的缺陷增加的危险性增大。因此，Mn限定在0.1～2.0％的范围。应予说明，优选Mn为0.1～1.5％，进一步优选为0.1～1.0％。
P：0.1％以下
P是有效地有助于强度增加的元素，为了实现强度增加，优选含有0.001％以上，但如果超过0.1％地过量含有P，则焊接性显著降低。因此，在本发明中P限定在0.1％以下。应予说明，在不需要基于P的强度增加的情况下，从焊接性的观点考虑，优选P限定在0.05％以下。此时，更优选P为0.04％以下。
S：0.01％以下
S在钢中以非金属夹杂物(硫化物)的形式存在，但有时以该非金属夹杂物为起点在弯曲加工、扩管加工等成型加工时产生龟裂。因此，在本发明中，优选S尽可能地减少。但是，如果S为0.01％以下，则其不良影响变少。因此，S限定在0.01％以下。应予说明，在要求进一步提高加工性的用途中，S优选为0.005％以下，进一步优选为0.0010％以下。
Al：0.01～0.1％
Al是作为脱氧剂发挥作用、并且抑制晶粒粗大化的有用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Al。另一方面，如果超过0.1％地含有Al，则氧化物系夹杂物量增加而清洁度降低，延性、韧性降低。因此，Al限定在0.1％以下。应予说明，优选Al为0.01～0.05％。
N：0.01％以下
N是与Al结合而以AlN的形式析出，有助于晶粒微细化的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上的N。另一方面，如果超过0.01％地含有N，则使延性降低。因此，N限定在0.01％以下。应予说明，优选N为0.001～0.006％。
Ti：0.01～0.20％
Ti是与C结合而形成微细的TiC，在钢中析出，介由析出强化而有助于钢的强度增加的元素，在本发明中是极其重要的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Ti。另一方面，含有超过0.20％的过量的Ti形成氧化物，使电阻焊焊接性、延性降低。因此，Ti限定在0.01～0.20％。应予说明，优选Ti为0.01～0.10％。
V：0.01～0.50％
V是与Ti同样地与C结合而形成微细的VC，在钢中析出，介由析出强化而有助于钢的强度增加的元素，在本发明中是极其重要的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的V。另一方面，含有超过0.50％的V使延性降低，并且导致材料成本的上升。因此，V限定在0.01～0.50％的范围。应予说明，优选V为0.01～0.04％。
Cr：0.01～0.50％
Cr是介由固溶强化而有助于钢的强度增加的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Cr。另一方面，如果超过0.50％地含有Cr，则延性、焊接性、热加工性和冷加工性降低。因此，Cr限定在0.01～0.50％的范围。
上述的成分是基本成分，在本发明中，除基本组成以外，可以进一步根据需要而选择含有选自以下A组和B组中的1组或2组作为选择元素，
A组：选自Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～1.0％、Nb：0.001～0.05％、W：0.001～0.05％、Mo：0.01～1.0％中的1种或2种以上，
B组：选自Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下中的1种或2种。
A组：选自Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～1.0％、Nb：0.001～0.05％、W：0.001～0.05％、Mo：0.01～1.0％中的1种或2种以上
A组：Cu、Ni、Nb、W、Mo均是有助于钢的强度增加的元素，可以根据需要而选择含有。
Cu、Ni、Mo是介由固溶强化而有助于钢的强度增加的元素，可以根据需要而选择含有。为了得到这样的效果，需要分别含有Cu：0.001％以上、Ni：0.001％以上、Mo：0.01％以上。另一方面，如果分别超过Cu：1.0％、Ni：1.0％、Mo：1.0％地含有，则不仅使延性、焊接性、热加工性和冷加工性降低，而且在经济方面也不利。因此，在含有Cu、Ni、Mo的情况下，优选限定在Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～1.0％、Mo：0.01～1.0％的范围。应予说明，更优选为Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％。
另外，Nb、W与C结合而形成NbC、WC，在钢中析出，介由析出强化而有助于钢的强度增加。为了得到这样的效果，需要含有Nb：0.001％以上、W：0.001％以上。另一方面，如果超过Nb：0.05％、W：0.05％地含有，则延性降低。因此，在含有Nb、W的情况下，优选限定在Nb：0.001～0.05％、W：0.001～0.05％的范围。应予说明，更优选为Nb：0.001～0.03％、W：0.001～0.03％。
B组：选自Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下中的1种或2种
B组：Ca、REM均是将非金属夹杂物(硫化物)的形态球状化而有助于提高延性的元素，可以根据需要而选择含有。为了得到这样的效果，优选含有Ca：0.002％以上、REM：0.002％以上。另一方面，如果超过Ca：0.02％、REM：0.02％地过量含有，则非金属夹杂物变得过多而清洁度降低，反而使延性、韧性降低。因此，在含有Ca、REM的情况下，优选分别限定在Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下。应予说明，在并用Ca、REM这两者的情况下，以Ca和REM的合计量计，优选为0.03％以下。
上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
另外，本发明的焊接钢管的母材部具有上述的组成且具有如下组织，即以平均粒径：10μm以下的铁素体相为主相，分散在该铁素体相中的Ti、V系碳化物的平均粒径为10nm以下。
在此所谓的“主相”是指以相对于组织整体的面积率计占有90％以上的相。在本发明中，以平均粒径为10μm以下的微细的铁素体相为主相。作为主相以外的第二相，可以例示珠光体。
另外，如果铁素体相的晶体粒径变大而超过10μm，则强度、韧性降低，变得无法确保期望的高强度、高韧性。因此，将铁素体相的晶体粒径平均限定在10μm以下。
在此，本发明中，可以通过使用光学显微镜(倍率：400倍)或扫描式电子显微镜(倍率：2000倍)来观察并拍摄组织，进行图像处理，从而进行组织的鉴定以及组织分数和晶体粒径的测定。另外，在本发明中，期望的组织是微细的Ti、V系碳化物均匀地分散于铁素体相的组织。为了抑制珠光体的生成，减少C含量，并且为了实现抑制Ti、V系碳化物的粗大化和抑制珠光体生成，以卷取温度不超过700℃的方式进行调整，由此得到上述期望的组织。
另外，本发明的焊接钢管的母材部具有分散在上述微细的铁素体相中的Ti、V系碳化物的平均粒径为10nm以下的组织。如果Ti、V系碳化物的平均粒径超过10nm地粗大化，则析出强化能降低，变得无法确保期望的高强度。在此所谓的“Ti、V系碳化物”是含有Ti、进而含有V的复合碳化物，即，Ti－V系复合碳化物。
在此，在本发明中，可以通过利用能量分散型X射线分析装置(EDX)来鉴定所含的元素，测定其面积，从而测定Ti、V系碳化物的平均粒径。另外，在本发明中，Ti、V系碳化物的平均粒径可以通过以卷取温度不超过700℃的方式进行调整。
由于这些复合碳化物均微细地析出，因此，能够不使加工性降低而确保高强度。另外，这些复合碳化物对热也稳定，只要是在冷拉拔加工、加工成部件形状后实施的加热到800℃以下的温度的退火就不会产生明显的软化。另外，由于将碳量控制得较低，因此，焊接部的硬度上升少，能够减小母材部与焊接部的硬度差。
本发明的焊接钢管的母材部具有上述组成和上述组织，是拉伸强度TS为780MPa以上的高强度且强度－伸长率平衡TS×El为15000MPa％以上。另外，与母材部的维氏硬度之差为30点以上的软化部的管圆周方向的软化宽度Ws为0.05mm以下。由此，本发明的焊接钢管以维氏硬度计母材部的硬度与焊接部的硬度之差ΔHV为60点以下，在管的水压爆破试验或使5kgf的锤从高度2.0m落下到试验温度为－60℃的对开形状的钢管的落锤试验中的破坏形态为延性破坏。
接下来，对上述的机械特性的限定理由进行说明。
拉伸强度TS为780MPa以上，强度－伸长率平衡TS×El为15000MPa％以上
焊接钢管的拉伸强度TS小于780MPa时，无法确保作为气囊充气机所需的耐压性。另外，TS×El小于15000MPa％时，难以兼具高强度和优异的加工性，难以实施为了制成气囊充气机所需的管前端的缩颈加工等成型加工。根据这样的情况，作为气囊充气机用焊接钢管，需要确保拉伸强度TS为780MPa以上、强度－伸长率平衡TS×El为15000MPa％以上。
在此，在本发明中，可以从产品管(焊接钢管)以管长边方向为拉伸方向的方式，按照JIS Z 2241的规定采取JIS 12A号试验片，按照JISZ 2241的规定实施拉伸试验，测定拉伸强度TS和伸长率El。另外，在本发明中，期望的拉伸强度TS通过优化Ti含量和V含量，并且使卷取温度为700℃以下，使平均粒径为10nm以下的Ti、V系碳化物均匀分散而得到。另外，期望的伸长率El通过抑制C含量，并且使卷取温度为700℃以下，抑制珠光体的生成，以铁素体相为主相而得到。
母材部硬度与焊接部硬度之差ΔHV为60点以下
如果焊接部比母材部相硬，即，母材部硬度与焊接部硬度之差变大，则在管成型加工时，造成不良影响，并且焊接部的低温韧性降低，有可能导致作为气囊充气机的功能降低。因此，以维氏硬度HV计，需要使母材部的硬度与焊接部的硬度之差ΔHV为60点以下。应予说明，母材部的硬度是没有焊接热影响的区域中的平均硬度HVm。在此，可以在从没有焊接热影响的焊接部沿管圆周方向离开10nm以上的位置测定5点硬度，将其平均值作为平均硬度HVm。另外，焊接部的硬度为焊接部的最高硬度HVmax或焊接部的最低硬度HVmin，母材部的硬度与焊接部的硬度之差ΔHV为ΔHV＝|HVmax－HVm|或ΔHV＝|HVm－HVmin|，均限定在60点以下。
应予说明，拉伸强度TS为780MPa以上且小于980MPa时，ΔHV优选为30点以下，拉伸强度TS为980MPa以上时，ΔHV优选为60点以下。
应予说明，维氏硬度HV可以使用维氏硬度计(试验力：4.9N)在从焊接部中心向两侧各自5mm的范围沿圆周方向以0.2mm间距进行测定。另外，在本发明中，为了调整期望的维氏硬度HV，可举出抑制C含量，形成以铁素体为主相的组织，抑制焊接部的硬质化以及通过利用能够减小热输入量、将加热宽度抑制得较窄的激光的焊接来抑制因加热所致的焊接部的软化。
与母材部的维氏硬度之差为30点以上的软化部的管圆周方向的软化宽度Ws为0.05mm以下
为了说明软化部而参照图1。图1是用于说明本发明的焊接钢管3的母材31、焊接部32和软化部33的图。如图1所示，本发明的焊接钢管3具有母材31和焊接部32。图1中，(x)概念性地表示焊接钢管3的维氏硬度的管圆周方向的偏差。焊接钢管3具有软化部33，软化部33是指与母材部31的维氏硬度之差ΔHV′为30点以上的区域。
如果在焊接部32周边所形成的软化部33软化宽度Ws超过0.05mm，则对于如本发明中使用的钢这样的分散有纳米级的超微细的碳化物的析出强化型的钢，在进行焊接的情况下，焊接部32的碳化物粗大化而产生强度的降低，特别是得不到气囊用瓶所期望的强度。因此，在本发明中，软化宽度Ws为0.05mm以下。应予说明，软化宽度Ws是指与母材部31的维氏硬度之差ΔHV′为30点以上的软化部33的管圆周方向的宽度。应予说明，以下，除参照附图的情况以外，省略焊接钢管、母材、焊接部、软化部的符号。
应予说明，在本发明中，期望的软化宽度Ws可以通过利用激光焊接将开管的端面彼此对接而进行接合来调整为0.05mm以下。
水压爆破试验和落锤试验中的破坏形态为延性破坏
水压爆破试验是使用液压成型试验装置，增加水压而使焊接钢管爆破的试验。试验后，观察其断面，将没有脆性断面的情况(仅为延性破坏的情况)设为合格。
另外，落锤试验使用将焊接钢管形成半圆状对开，在对开形状的试验钢管的内表面侧的上部沿管长边方向导入深度0.5mm的V缺口而成的试验钢管。V缺口为45°、前端半径为0.25mm。将对开形状的试验钢管冷却至试验温度－60℃后，以向上凸起的方式配置，然后，从高度2.0m使重锤(5kgf)落下。试验后，观察断面，将没有脆性断面的情况设为合格。
在上述试验中，如果断面为延性，则作为气囊充气机保持期望的耐压性、高韧性。
应予说明，对于上述的焊接钢管，实施至少1次冷拉拔加工，进一步根据需要实施中间热处理，进而实施管前端部的缩颈加工等成型加工而制成气囊充气机。
因此，在对上述的焊接钢管实施冷拉拔加工后也需要满足上述的机械特性。应予说明，作为冷拉拔加工，通常实施直到截面减少率为5～50％以下为止的冷拉拔加工。作为气囊充气机用，需要在实施截面减少率为5～50％的冷拉拔加工后满足上述的机械特性。应予说明，在此，冷拉拔加工是指从大外径的钢管在常温的状态下拉长为小外径的钢管的加工，能够实现使钢管的尺寸精度提高、将表面表皮改善得光滑以及使强度提高。
接下来，对本发明的焊接钢管的优选的制造方法进行说明。
图2是表示本发明的焊接钢管3的制造工艺的一个例子的说明图。如图2所示，作为本发明的焊接钢管3的制造方法，首先，使用成型机11，将钢管坯材(钢板)1在冷态下进行辊轧成型而制成开管2(步骤S1)。接着，开管2通过导辊14和挤压辊13沿箭头F的方向移动(步骤S2)。然后，用挤压辊13将该开管2的端面彼此对接，通过导电嘴(Contact tip)12的感应加热等将对接部加热到熔点以上，通过激光照射15进行激光焊接接合(步骤S2)。如此，得到本发明的焊接钢管3(步骤S3)。如图1所示，该焊接钢管3具有管状的母材部31和沿该母材部31的轴向(管延伸设置方向)在母材部31间形成的焊接部32，常用的焊接钢管的制造方法均可以应用。另外，在本发明的焊接钢管3中，与母材部31的维氏硬度之差为30点以上的软化部310的管圆周方向的软化宽度Ws为0.05mm以下。应予说明，以下省略符号。
在此，对于本发明的焊接钢管，通过激光焊接将开管的端面彼此接合而形成母材部和焊接部。作为焊接方法，可以通过应用激光焊接使焊接部的软化宽度Ws为0.05mm以下，抑制焊接部的强度降低。
激光焊接的条件没有特别限定，但为了将基于激光照射的软化宽度抑制在期望的范围，优选缩小焦点直径、提高能量效率。因此，优选焦点直径为0.3～0.7mm、能量密度为5～15kW。另外，如果焊接速度慢，则加热宽度容易变宽，因此，焊接速度优选为5～20m/min。
作为气囊充气机用焊接钢管，对通过上述的常用的制造方法制造的焊接钢管进一步实施冷拉拔加工而制成产品管。作为用于制成产品管的冷拉拔加工，只要能够制成期望尺寸的焊接钢管即可，不需要特别限定，从确保尺寸精度这样的观点考虑，优选至少实施1次截面减少率为5～50％的冷拉拔加工。
在本发明中，在上述的冷拉拔加工后，可以实施将钢管加热到加热温度800℃以下的温度的退火处理。通过实施该退火处理，能够提高钢管的加工性和韧性。
应予说明，作为钢管坯材而使用的钢板只要是具有上述组成、组织的钢板即可，热轧钢板或对热轧钢板实施了退火的退火后的冷轧钢板均适合。
首先，对用作钢管坯材的热轧钢板的优选的制造方法进行说明。应予说明，本发明当然并不限定于此。
对具有上述组成的钢坯材进行加热、实施进行热轧的热轧工序而制成热轧钢板。钢坯材的制造方法不需要特别限定，优选通过转炉等常用的熔炼方法熔炼上述组成的钢水，通过连续铸造法等常用的铸造方法而制成板坯等铸片(钢坯材)。应予说明，将铸片进一步热轧而制成规定尺寸形状的钢片、采用钢坯材也没有任何问题。
将具有上述组成的钢坯材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧，精轧结束后，进行冷却、卷取，制成热轧钢板。此时，优选使上述加热的加热温度为1100～1350℃，使上述精轧的精轧结束温度为850℃以上且小于950℃，使卷取的卷取温度为500～700℃。
加热温度：1100～1350℃
在热轧之前，需要将钢坯材加热而形成实质上均质的奥氏体相，将粗大的碳化物熔解。因此，钢坯材的加热温度优选为1100～1350℃。加热温度小于1100℃时，粗大的碳化物不熔解，因此，在热轧结束后的冷却、卷取工序中进行微细分散的碳化物的量减少，最终得到的热轧钢板的强度以及焊接钢管的强度明显降低。另一方面，如果成为高温而超过1350℃，则氧化皮生成量增加，担心成品率降低、因氧化皮印痕所致的钢板表面性状的恶化。因此，加热温度优选限定在1100～1350℃的范围。应予说明，更优选为1100～1250℃。
精轧结束温度：850℃以上且小于950℃
精轧结束温度小于850℃时，在精轧中实质上开始铁素体相变而成为铁素体晶粒伸展、进而铁素体晶粒部分地生长而成的混粒组织，因此变得无法确保以期望的微细的铁素体相为主相的组织。另一方面，950℃以上时，钢板的表面性状降低。因此，精轧结束温度优选为850℃以上且小于950℃。
卷取温度：500～700℃
卷取温度小于500℃时，无法得到足够量的微细碳化物，钢板强度降低。另一方面，如果卷取温度成为高温而超过700℃，则析出的碳化物粗大化，因此，钢板强度降低。因此，卷取温度优选为500～700℃。卷取温度更优选为650℃以下。
如此，通过适当地调整组成和制造条件，能够制成具有如上所述的组织、即以平均粒径10μm以下的铁素体相为主相且在该铁素体相中分散有平均粒径10nm以下的Ti、V系碳化物的组织的热轧钢板。应予说明，本发明当然并不限定于上述的制造条件。
实施例
以下，基于实施例对本发明进一步进行说明。
利用转炉熔炼表1所示的组成的钢水，通过连续铸造法制成板坯(钢坯材)(壁厚：200mm)。对得到的钢坯材加热到表2所示的加热温度，以表2所示的条件实施热轧，在热轧(精轧)结束后，以表2所示的条件实施冷却，以表2所示的卷取温度进行卷取，制成热轧钢板。
将这些热轧钢板作为钢管坯材，对该钢管坯材在冷态下进行辊轧成型而制成开管后，将该开管的端面彼此对接，通过感应加热加热到熔点以上，进行激光焊接接合而制成焊接钢管(外径：)(产品管)。应予说明，对钢管No.18进一步实施冷拉拔加工(截面减少率：13.7％)，制成产品管
从得到的产品管采取试验片，实施组织观察试验，拉伸试验、焊接部硬度试验。试验方法如下。
(1)组织观察试验
从得到的产品管(焊接钢管)的母材部以与管轴方向正交的截面(C截面)成为观察面的方式采取组织观察用试验片，对观察面进行研磨、腐蚀(硝酸酒精溶液腐蚀)，使用光学显微镜(倍率：400倍)或扫描式电子显微镜(倍率：2000倍)观察组织，进行拍摄。应予说明，拍摄各为10视野以上。对得到的组织照片进行图像处理，进行组织的鉴定，求出组织分数和晶体粒径。应予说明，对于铁素体相的平均粒径，测定铁素体相各晶粒的面积，换算成圆当量直径，作为各晶粒的直径，将它们平均而作为该钢管的铁素体相的平均粒径。
另外，从得到的产品管(焊接钢管)的母材部以壁厚方向中央位置成为观察面的方式采取薄膜用试样，进行机械研磨、电解研磨，制成薄膜，使用透射式电子显微镜(倍率：500000倍)来鉴定析出物的种类，测定析出物的大小(粒径)。析出物的种类通过搭载的能量分散型X射线分析装置(EDX)来鉴定所含的元素，判定Ti、V系碳化物。另外，对于析出物的粒径，测定各析出物的面积，由该面积算出圆当量直径，作为各析出物的粒径，进行算术平均而作为该钢管的析出物的平均粒径。
(2)拉伸试验
从得到的产品管(焊接钢管)以管长边方向成为拉伸方向的方式按照JIS Z 2241的规定采取JIS 12A号试验片，按照JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性(拉伸强度TS、伸长率El)。
(3)焊接部硬度试验
从得到的产品管(焊接钢管)以与管长边方向正交的截面成为测定面的方式采取包含母材部和焊接部的硬度试验片，进行研磨，利用维氏硬度计(试验力：4.9N)在从焊接部中心向两侧各自5mm的范围沿圆周方向以0.2mm间距测定维氏硬度HV。然后，求出没有焊接热影响的范围的平均硬度(母材部硬度)HVm和焊接部的最高硬度HVmax、最低硬度HVmin，算出母材部硬度与焊接部硬度之差ΔHV。应予说明，ΔHV使用下式进行计算，
ΔHV＝|HVmax－HVm|或ΔHV＝|HVm－HVmin|。
另外，从得到的产品管(焊接钢管)采取试验材料(钢管)，实施水压爆破试验、落锤试验，评价耐压性、韧性。试验方法如下。
(4)水压爆破试验
从得到的产品管(焊接钢管)采取试验材料(钢管)(长度：600mm)。在得到的试验片(钢管)的两端套上100mm宽度的用于防止扩管的套筒，将试验的有效长度调整为400mm。进而，通过焊接在试验材料(钢管)的一端安装实心的关闭部件，通过焊接在另一端安装高压软管贯通的关闭部件。将得到的试验材料(钢管)安装于液压成型试验装置，实施介由高压软管向管内注入水而提高内压、使其爆破(断裂)的水压爆破试验。断裂后，观察断面，调查有无脆性破坏。应予说明，试验材料为3个(重复数：3)，将在3次试验中完全未产生脆性破坏的情况评价为○，将全部产生脆性破坏的情况评价为×，除此以外评价为△。
(5)落锤试验
从得到的产品管(焊接钢管)采取试验材料(钢管)，形成半圆状对开，在内表面侧的上部沿管长方向导入深度0.5mm的V缺口，制成试验片。应予说明，V缺口为45°、前端半径R为0.25mm。将半圆状对开形状的试验片冷却至试验温度－60℃后，以向上凸起的方式配置，在其上实施使重锤(5kg)从高度2.0m落下的落锤试验。应予说明，试验材料为3个(重复数：3)。试验后，通过目视观察断面，调查有无脆性破坏。将在3次试验中完全未产生脆性破坏的情况评价为○，将全部产生脆性破坏的情况评价为×，除此以外评价为△。
另外，从得到的产品管(焊接钢管)采取试验材料(钢管)，实施旋压试验，评价加工性。试验方法如下。
(6)旋压加工
从得到的产品管(焊接钢管)采取试验材料(钢管)，进行旋压加工。旋压加工是将管端缩径至外径50mm的加工。加工后，通过目视观察加工部的裂纹。将未产生裂纹的情况设为○，将产生裂纹的情况设为×。
将得到的结果示于表3。
[表1]
[表2]
[表3]
*)F：铁素体相、B：贝氏体相、M：与氏体、P：珠光体
本发明例均成为拉伸强度为780MPa以上的高强度、在水压爆破试验中未产生脆性断面、另外在试验温度-60℃的落锤试验中未产生脆性断面、耐压性、韧性优异、另外在旋压加工试验中未确认到裂纹的产生、加工性优异的焊接钢管。另外，本发明例均成为母材部与焊接部的硬度差小、韧性、加工性优异的焊接钢管。应予说明，本发明例成为在实施冷拉拔加工后耐压性、韧性、加工性中的任一者均优异的焊接钢管。
另一方面，对于偏离本发明范围的比较例，强度不满足期望的高强度，或者在落锤试验中生成脆性断面而韧性降低，或者在水压爆破试验中在断面确认到脆性断面，耐压性、韧性降低。另外，比较例成为母材部与焊接部的硬度差大、韧性、加工性降低的焊接钢管，无法确保作为气囊充气机用的充分的特性。
符号说明
1 钢管坯材
2 开管
3 焊接钢管
11 成型机
12 导电嘴
13 挤压辊
14 导辊
15 激光照射
31 母材
32 焊接部
33 软化部

Claims (6)

1.一种气囊充气机用高强度焊接钢管，是具有管状的母材部和沿该母材部的轴向在所述母材部间形成的焊接部的焊接钢管，
所述母材部具有如下组成和如下组织，
所述组成以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.001～1.0％、Mn：0.1～2.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.01～0.20％、V：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述组织为，使平均粒径10μm以下的铁素体相以面积率计为90％以上，在该铁素体相中分散有平均粒径10nm以下的Ti、V系碳化物，
拉伸强度TS为780MPa以上的高强度，且强度－伸长率平衡TS×El为15000MPa％以上，以维氏硬度计，所述母材部的硬度与所述焊接部的硬度之差ΔHV为60点以下，
与所述母材部的维氏硬度之差为30点以上的软化部的管圆周方向的软化宽度Ws为0.05mm以下。
2.根据权利要求1所述的气囊充气机用高强度焊接钢管，其中，所述母材部以质量％计进一步含有选自下述A组和B组中的1组或2组，
A组：选自Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～1.0％、Nb：0.001～0.05％、W：0.001～0.05％、Mo：0.01～1.0％中的1种或2种以上，
B组：选自Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下中的1种或2种。
3.一种气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，是权利要求1或2所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，
对钢管坯材在冷态下进行辊轧成型而制成开管，
将该开管的端面彼此对接而进行激光焊接接合，
形成所述母材部和所述焊接部。
4.根据权利要求3所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，其中，在所述激光焊接接合后，对钢管实施冷拉拔加工。
5.根据权利要求4所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，其中，使所述冷拉拔加工的截面减少率为5～50％。
6.根据权利要求5所述的气囊充气机用高强度焊接钢管的制造方法，其中，在所述冷拉拔加工后，进一步实施将钢管加热到加热温度为800℃以下的温度的退火处理。
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